JPWO2014142302A1 - 時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本願は、2013年3月14日に、日本に出願された特願2013−52423号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
ここで、このようなフェライト系ステンレス薄鋼板は、冷間圧延、焼鈍の後スキンパス圧延を施す場合が多い。このような鋼板は気温が比較的高温(〜50℃程度)となる環境に長期間保持した後に加工すると、降伏点が生じて皺状の模様(ストレッチャーストレイン)が発生し、問題となる場合がある。ストレッチャーストレインとは、加工前(歪み付与前)に既に一部の転位が固溶Cまたは固溶Nにより固着され(常温時効)、加工時に降伏点伸びによって発生する表面欠陥であり、製品特性を著しく劣化させる問題がある。そしてストレッチャーストレインは外観の美麗さを損ない、これを消すための研磨が必要となるため、ストレッチャーストレインを抑制することは重要な課題である。
つまり、TiやNb等の炭窒化物生成元素を添加した高純度フェライト系ステンレス薄鋼板においても固溶C又は固溶Nが残存し、ストレッチャーストレインが発生することがあるため、冷延後の薄鋼板の保管方法等を厳格にすることで対処していた。
特許文献1では仕上げ焼鈍条件を工夫することにより耐食性と加工性を兼ね備えた鋼板を得る方法が示されている。特許文献2では仕上げ焼鈍時の露点、雰囲気を制御することにより耐銹性に優れた鋼板を得る方法が開示されている。特許文献3では熱延板焼鈍及びその後の冷却条件を規定することで耐酸化性と高温強度に優れた鋼板を得る手法を提示している。
そこで、本発明は、鋼の成分系及び製造方法の各条件を制御することにより、高温で長期間保持した際に生じるストレッチャーストレインを抑制することが可能な時効熱処理後の強度増加が小さいステンレス鋼板及びその製造方法を提供することを目的とする。
化学組成が16Cr−C鋼においてC量を0.0005%〜0.020%まで変化させた高純度フェライト系ステンレス鋼の1.0mm厚冷延板を作製し、最終焼鈍の熱処理温度及び時間を変更することで金属組織(固溶C量)を調整したサンプルを作製した。これらのサンプルより圧延方向に平行に引張試験片を採取し、歪7.5%の予歪付与引張変形後、200℃にて30分の熱処理(時効熱処理)を施して再び引っ張り、その際の降伏強度を測定した。また再引張後の試験片を用いてストレッチャーストレインが見えるかどうかを調査した。
その結果、歪7.5%の予歪付与引張変形後の応力σ1(N/mm2)と、当該引張変形後に200℃において30分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ2(N/mm2)の関係が、下記式(2)を満たす時にストレッチャーストレインが認められないことが判明した。
σ2−σ1≦8 ・・・ (2)
すなわち、時効熱処理後にストレッチャーストレインの発生を防ぐためには、上記の予歪を付与して、時効熱処理をした後のBH量、すなわちσ2−σ1を8(N/mm2)以下になるようにすれば良いことが判明した。
鋼A〜Dを用いて、0.8mmの冷延板をそれぞれ作製後、焼鈍温度を900℃として仕上げ焼鈍し、前述と同様の方法でBH量を測定した。製造プロセスとして2種類実施した。プロセス1は熱延後に熱延板焼鈍を実施したプロセスとし、プロセス2は熱延後に焼鈍を実施することなく冷延するプロセスとした。鋼種、製造プロセスとBH量の関係を図1に示す。なお、図中の横軸に記載の「1」または「2」は、製造プロセスの「プロセス1」または「プロセス2」を示す。
鋼A、鋼BについてはいずれのプロセスにおいてもBH量は10N/mm2と大きかった。一方、鋼C、鋼Dにおいては熱延板焼鈍を必須とするプロセス1でBHが8N/mm2未満に抑えることができた。
更に、鋼Cを用いてBH量に及ぼす製造条件の影響を調査したところ、BH量は熱延時の仕上げ圧延条件とそれに引き続いて行う熱延板焼鈍条件に大きく依存することが判明した。
以上の本発明らの調査によって得られた知見に基づいてなされた本発明の要旨は、以下の通りである。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0 ・・・ (1)
σ2−σ1≦8 ・・・ (2)
なお、上記(1)式において各元素名は何れもその含有量(質量%)を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、0を代入することとする。
(2) 質量%で、Al:0.003〜1.0%を含有することを特徴とする上記(1)に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
(3) 質量%で、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%、Mo:0.01〜2.0%のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする上記(1)または(2)に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
(4) 質量%で、B:0.0003〜0.0025%、Mg:0.0001〜0.0030%、Ca:0.0003〜0.0030%、Sb:0.001〜0.50%、Ga:0.0003〜0.1%、REM(希土類金属):0.002〜0.2%、及びTa:0.005〜0.50%、のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする上記(1)乃至(3)の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
粗圧延に引き続いて行う複数パスよりなる仕上げ圧延において、前記仕上げ圧延の最終3パスの合計圧下率を40%以上、かつ前記仕上げ圧延の最終パスの圧延温度を950℃以下とし、前記仕上げ圧延後500℃以下で巻取り処理を行う熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程の後において、500℃から700℃の範囲の昇温速度を3℃/s以上として850℃〜1100℃に加熱した後、850℃から550℃の範囲の冷却速度を50℃/s以下とする熱処理を施す熱延板焼鈍工程とを備えることを特徴とする時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0 ・・・ (3)
なお、上記(3)式において各元素名は何れもその含有量(質量%)を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、0を代入することとする。
(6) 前記熱間圧延工程の前における前記鋼組成を有する鋼片の再加熱温度を、1100℃以上とすることを特徴とする上記(5)に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
(7) 前記鋼組成においてさらに、質量%で、Al:0.003〜1.0%を添加することを特徴とする上記(5)または(6)に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
(8) 前記鋼組成においてさらに、質量%で、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%、Mo:0.01〜2.0%のうち1種または2種以上を添加することを特徴とする上記(5)乃至(7)の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
(9) 前記鋼組成においてさらに、質量%で、B:0.0003〜0.0025%、Mg:0.0001〜0.0030%、Ca:0.0003〜0.0030%、Sb:0.001〜0.50%、Ga:0.0003〜0.1%、REM(希土類金属):0.002〜0.2%、及びTa:0.005〜0.50%、のうち1種または2種以上を添加することを特徴とする上記(5)乃至(8)の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板は、質量%でC:0.020%以下、Si:0.01〜2.0%、Mn:2.0%以下、P:0.050%未満、S:0.010%未満、Cr:10.0〜25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010〜0.50%を含有し、さらにTi:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下の内1種または2種以上を下記(1)式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、歪7.5%の予歪付与引張変形後の応力σ1(N/mm2)と、歪7.5%の引張変形後に200℃において30分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ2(N/mm2)が下記(2)式の関係を満足することを特徴とする。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0 ・・・ (1)
σ2−σ1≦8 ・・・ (2)
なお、上記(1)式において各元素名は何れもその含有量(質量%)を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、0を代入することとする。
以下にまず、本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の成分元素の限定理由と時効熱処理後の強度の限定理由を述べる。なお、組成についての%の表記は、特に断りがない場合は質量%を意味する。
Cは、ストレッチャーストレインを招く元素であるため少ない方が好ましい。ただし、過度に低減することは製鋼段階でのコスト増加を招くため、その下限値は0.0005%とすることが好ましい。なお、安定的な製造性の観点からは0.0015%以上とすることがさらに好ましく、さらには0.0025%以上であることが好ましい。またCの添加量が多いとストレッチャーストレインが生じやすいばかりでなく、それを炭化物として固定するための元素の添加量が多くなり、原料コストが増加するため、上限を0.020%とする。なお、安定製造性の観点からは0.0080%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.0060%以下である。
Siは、脱酸元素として活用される場合や、耐酸化性の向上のために積極的に添加される場合があるが、極低Si化はコスト増加を招くためその下限を0.01%とする。なお、これらの観点から、0.05%以上とすることが好ましく、さらに好ましくは0.10%以上である。また多量の添加は材質硬質化を招き、製造時の靭性劣化を招くため上限を2.0%とする。なお、加工性、安定製造性の観点からは0.50%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.30%以下である。
MnもSi同様脱酸元素として活用される場合があるが、極低Mn化はコスト増加を招くためその下限を0.01%とすることが好ましい。なお、これらの観点から、0.05%以上とすることがさらに好ましく、さらには0.10%以上であることが好ましい。また多量の添加は材質硬質化、耐食性の劣化を招くため上限を2.0%とする。なお、加工性、安定製造性の観点からは0.50%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.30%以下である。
Pは、原料から不純物元素として混入する場合があるが、その含有量は少ないほど良い。Pが大量に存在すると二次加工性の劣化を招くため上限を0.050%未満と制限する。なお、加工性劣化の抑制の観点から、0.035%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.030%未満である。一方、P量の下限は特に決める必要はないが、過度の低減は原料及び製鋼コストの増大に繋がるため、この点からは0.005%を下限とすることが好ましく、さらに好ましくは0.010%以上である。
Sは、耐食性を劣化させる元素であり、その含有量は少ないほど良いため、上限を0.010%未満と制限する。また含有量が低いほど耐食性は良好でありため、好ましくは0.0030%未満である。更に好ましくは0.0010%未満である。一方、過度の低減は精錬コストの増加に繋がるため、下限を0.0002%とすることが好ましく、0.0005%以上がさらに好ましい。
Crは、耐食性を確保する上で極めて重要な元素であり、不動態被膜を形成して安定的な耐食性を得るには10.0%以上が必要である。なお、耐食性及び安定製造性の観点から、12.0%以上とすることが好ましく、13.5%以上とすることがより好ましく、さらに好ましくは15.5%以上である。
一方、多量の添加は製造時の靭性劣化を招くため、上限は25.0%とする。なお、靭性を含めた安定製造性の観点からは22.0%以下とすることが好ましく、19.3%以下とすることがより好ましく、さらに好ましくは18.0%以下である。
NもCと同様にストレッチャーストレインを招く元素であるため少ない方が好ましい。
ただし、過度に低減することは製鋼段階でのコスト増加を招くため、その下限値は0.0005%とすることが好ましい。なお、安定的な製造性の観点からは0.0015%以上とすることがさらに好ましく、さらには0.0030%以上であることが好ましい。またNの添加量が多いとストレッチャーストレインが生じやすいばかりでなく、それを窒化物として固定するための元素の添加量が多くなり、原料コストが増加する。このため、上限を0.020%とする。なお、安定製造性の観点からは0.015%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.010%以下である。
Snは、本実施形態において重要な元素であり、時効後のBH量を低減し、ストレッチャーストレインの発生を防ぐ効果を備える。この効果を発現するには0.010%以上の添加量が必要であるため、これを下限とする。なお、当該効果をより安定して確保するためには、0.05%以上とすることが好ましく、0.08%以上がより好ましい。また0.50%の添加で上記BH低減効果は飽和するため、これを上限とする。なお、原料コスト、BH低減の安定性を考慮すると0.30%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.22%以下である。
本実施形態において、これらの元素はC及びNを析出物として固定するために必要な元素であり、下記(1)式を満足するように添加する。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0 ・・・ (1)
上記(1)式を満足しない場合は、C及びNの析出物としての固定が不十分となる結果、固溶C及び固溶N量の残存量が多くなり、BH量が大きくなる。このため、この式を満足する必要がある。
またTi、Nb、V、Zrそれぞれの元素の添加量の下限は0.03%とすることが好ましく、これ以上で効果を発揮する。なお、当該効果をより安定的に享受するためには0.08%以上を添加することがさらに好ましい。一方、上限は炭化物生成の観点ではC、N量によって決まる。ただし、これら元素の多量の添加は材量の硬質化を招いて加工性を劣化させる場合があるため、それぞれ上限を0.60%とする。より好ましくは0.45%以下である。
Alは脱酸元素として用いられる場合があり、また耐酸化性を向上させることが知られているため、必要に応じて添加されてもよい。なお、脱酸に有効な量は0.003%であり、これを下限とすることが好ましい。また添加量が1.0%を超える場合には強度増加が大きくなり、成形性が劣化するおそれがあるため、これを上限とすることが好ましい。なお、ある程度の脱酸効果を発揮し、成形性を大きく低下させないためのより好ましい範囲としては0.005%〜0.15%である。
これらNi,Cu及びMoは耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて添加されてもよい。いずれも0.01%以上の添加で効果が発揮されるため、これをそれぞれの下限とすることが好ましい。また多量の添加は材質の硬化、延性の劣化を招くため、Ni、Cu及びMoのそれぞれについて2.0%を上限とすることが好ましい。なお、耐食性を発揮し、材質を確保する点から、より好ましい添加範囲はNi,Cuは0.05〜0.60%、Moは0.20〜1.30%である。さらに好ましくは、NiとCuは、0.10〜0.30%、Moは0.30〜0.60%である。
B,Mg及びCaは二次加工性、耐リジング性を向上させる効果を持つ元素である。その効果は、B:0.0003%、Mg:0.0001%、Ca:0.0003%以上で発揮されるためこれを下限とすることが好ましい。一方、多量の低下は製造時の歩留まり低下をもたらす場合があるため、上限をB:0.0025%、Mg及びCa:0.0030%とすることが好ましい。なお、より好ましい添加範囲はB及びCa:0.0003〜0.0010%、Mg:0.0002〜0.0008%である。
Sbは耐食性の向上に有効であり、必要に応じ0.50%以下で添加してもよい。特に隙間腐食性の観点からSbの含有量の下限を0.001%とする。下限は、製造性やコストの観点から0.01%とすることが好ましい。上限は0.1%がコストの点から好ましい。
Gaは、耐食性向上や水素脆化抑制のため、0.1%以下で添加してもよい。硫化物形成の観点から下限は0.0003%とする。Gaの含有量は製造性やコストの観点から0.0010%以上であることが好ましい。更に好ましくは0.0020%以上である。
REM(希土類金属)は、耐酸化性や酸化皮膜の密着性向上に効果を発現する元素であり、このような効果を発現させるには下限を0.002%以上含有されることが好ましい。効果は0.2%で飽和するため、この値をREM(希土類金属)の含有量の上限値とする。なお、REM(希土類元素)は、一般的な定義に従い、スカンジウム(Sc)、イットリウム(Y)の2元素と、ランタン(La)からルテチウム(Lu)までの15元素(ランタノイド)の総称を指す。REM(希土類金属)は単独で添加されてもよいし、混合物として0.002〜0.2%の範囲で添加されてもよい。
Taは高温強度を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を得るためにTaを0.005%以上で添加する。しかし、過度の添加は、常温延性の低下や靭性の低下を招くため、0.50%を上限とする。高温強度と延性・靭性を両立させるためには、0.05%以上、0.50%以下が好ましい。
その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、本発明においては、Hf、Bi等を必要に応じて、0.001〜0.1%添加してもかまわない。なお、As、Pb等の一般的な有害な元素や不純物元素はできるだけ低減することが好ましい。
σ2−σ1≦8 ・・・ (2)
上記(2)式を満足しない場合には、成形(加工)時にストレッチャーストレインが発生するため、(2)式を満足させることが重要である。
上記(2)式を満足させることによってストレッチャーストレインが発生しない原因は定かではないが、上記鋼組成、特にSnを含有することにより、鋼内におけるCの挙動が変化したためと考えられる。SnはCと化合物を作らず、むしろ反発の相互作用を示すことが知られている。またC,Sn共に粒界偏析傾向の強い元素であることが知られている。これらのことから考えると、Snが粒界に存在することでCの析出が促進され、ストレッチャーストレインの要因となる固溶C量が減少した可能性があると考えられる。
本実施形態のフェライト系ステンレス鋼板の製造方法は、上述してきた鋼組成、すなわち、C:0.020%以下、Si:0.01〜2.0%、Mn:2.0%、P:0.050%未満、S:0.010%未満、Cr:10.0〜25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010〜0.50%を含有し、さらにTi:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下の内1種または2種以上を下記(3)式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、粗圧延に引き続いて行う複数パスよりなる仕上げ圧延において、前記仕上げ圧延の最終3パスの合計圧下率を40%以上、かつ前記仕上げ圧延の最終パスの圧延温度を950℃以下とし、前記仕上げ圧延後500℃以下で巻取り処理を行う熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程の後において、500℃から700℃の範囲の昇温速度を3℃/s以上として850℃〜1100℃に加熱した後、850℃から550℃の範囲の冷却速度を50℃/s以下とする熱処理を施す熱延板焼鈍工程とを備えることを特徴とする。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0 ・・・ (3)
なお、上記(3)式において各元素名は何れもその含有量(質量%)を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、0を代入することとする。
以下、各製造条件について詳細に述べる。
まず、上記鋼組成を有した鋼を製鋼し、その後鋳造し鋼片(スラブ)とする。
引き続き熱間圧延工程を行うが、本実施形態においては、熱間圧延工程前における前記鋼片の再加熱温度を1100℃以上とすることが好ましい。再加熱温度が1100℃未満であると熱間圧延における圧延荷重が増加し、圧延時にキズを発生する場合があるため、これを下限温度とすることが好ましい。一方、再加熱温度が高すぎると鋼片が軟質化して形状変化する可能性があるため、上限温度は1250℃とすることが好ましい。なお、圧延荷重、鋼片形状の観点から特に好ましい再加熱温度の範囲は1150℃〜1200℃である。
上記鋼片を再加熱した後は熱間圧延工程を行う。熱間圧延工程は粗圧延、複数のパス、詳細には3以上のパスよりなる仕上げ圧延及びその後の巻き取り工程とから概略構成される。本実施形態においては、この仕上げ圧延において、最終3パスの合計圧下率を40%以上、かつ仕上げ圧延の最終パスの圧延温度を950℃以下とし、さらに仕上げ圧延後の巻き取り工程における巻き取り温度を500℃以下で行うことが重要である。
これら各条件について説明する。
仕上げ圧延の圧下に関しては、最終3パスの合計圧下率(以下、単に合計圧下率ともいう。)が40%以上となるようにする。本実施形態では圧下率を高く設定することで再結晶核を増加させ、再結晶粒径を細かくすることが重要である。このような限定理由については後述するが、圧下率を高めることで再結晶核を十分に確保するとともに後の焼鈍工程で再結晶粒径を細かくし、Snの粒界への偏析を促進させることができるため、結果、BH量を低減することができると考えられる。しかし、合計圧下率が40%未満であると再結晶核を十分に確保することができず、その結果、BH量が高くなるため合計圧下率は40%以上とする。なお、再結晶核を増加させる観点から、合計圧下率の好ましい下限は45%である。また合計圧下率の上限は特に規定しないが、圧延時の荷重を考慮すると80%とすることが好ましい。なお、最終3パスの合計圧下率Xは最終板厚tf(mm)と最終3パス前の板厚ty(mm)の関係から、下記(4)式で求める。
X=100×(1−tf/ty) (%) ・・・ (4)
最終3パスの合計圧下率を40%以上と規定した理由を説明する。仕上げ圧延のうちの最終3パスは他のパスと比べて圧延温度が低く歪が蓄積されやすい。このため、最終3パスの合計圧下率はその後の焼鈍工程における再結晶化に大きく影響をし、それによりBH量が大きく変動する。つまり、比較的圧延温度が低い最終3パスでは蓄積される歪み量が大きく、その結果、再結晶核を増加させることができる。そして、このように再結晶核を確保した状態で後工程の熱延板焼鈍による再結晶化を行うことで再結晶粒(再結晶組織)を微細化する(再結晶粒径を小さくする)ことができ、BH量の低減が可能となる。このように再結晶粒を微細化することでBH量を低減できるメカニズムについては現在のところ不明ではあるが、次のように考えられる。すなわち、再結晶粒を微細化することで、粒界偏析元素であるSnの偏析サイトである結晶粒界の面積を増加させることでき、その結果Snの拡散距離が減少し粒界へのSn偏析が促進される。このため、粒界へのCの偏析が抑制されるとともに、Cの析出が促進されて固溶C量が減少し、その結果、BH量の増大を抑制することができると考えられる。
また本実施形態においては、上述したような再結晶核の確保の観点から、仕上げ圧延最終段の圧延温度を950℃以下とする。950℃超であると、BH量が高まり、ストレッチャーストレインが現れるためである。なお、仕上げ圧延のうち最終段(最終パス)の圧延温度の下限は圧延時のキズ発生防止の点から780℃とすることが好ましい。
また本実施形態においては、上述したような再結晶核の確保の観点から、巻取り温度も非常に重要な要件である。巻取り温度が500℃超であると後工程の熱延板焼鈍時に再結晶粒(再結晶組織)が粗大化してしまい(再結晶粒径が過度に大きくなってしまい)BH量が増大するため、巻取り温度は500℃以下とする。なお好ましくは450℃以下である。一方、巻取り温度が低すぎると巻取り時の温度制御が困難となるばかりか特殊な設備が必要となるため、巻取り温度の下限は250℃とすることが好ましい。
以上のように、本実施形態に係る熱間圧延工程においては、仕上げ圧延時の最終3パスの合計圧下率、仕上げ圧延温度、そして巻取り温度を規定することがBH量を低減する上で必要である。
上記熱間圧延工程の後において、500℃から700℃の範囲の昇温速度を3℃/s以上として850℃〜1100℃に加熱した後、850℃から550℃の範囲の冷却速度を50℃/s以下とする熱処理を施す熱延板焼鈍工程を行う。
熱延板焼鈍工程においてはまず、後述する到達温度まで加熱し昇温させていくが、本実施形態においては500℃から700℃の範囲の昇温速度を3℃/s以上とする。3℃/s未満の場合は後工程の熱延板焼鈍時に再結晶粒が粗大化してしまい十分なBHが得られない。昇温速度は、好ましくは5℃/s以上であり、さらに好ましくは10℃/s以上である。20℃/s超でその効果は飽和するため、この値を昇温速度の上限値とすることが好ましい。
また、加熱後(昇温)の到達温度は仕上げ圧延にて確保した再結晶核を再結晶化させるために重要な要件であり、本実施形態では、当該到達温度を850℃〜1100℃とする。到達温度が850℃未満であると再結晶が不十分であり、BH量の低減効果が不十分となることに加えて、冷延焼鈍板の加工性やリジング特性が劣化するため850℃以上まで昇温させることが重要である。なお、再結晶組織形成の観点から、到達温度を900℃以上とすることが好ましい。また到達温度を1100℃超とすると鋼板の結晶粒が粗大化し、製品板における成形性、表面特性(肌荒れ性)が劣化するため、到達温度は1100℃以下とする。なお、結晶粒の粗大化の抑制の観点から到達温度を1080℃以下とすることが好ましい。
くわえて熱延板焼鈍後の冷却時の冷却速度は再結晶粒を微細化するために重要な要件であり、本実施形態では熱延板焼鈍後の冷却過程を、850℃から550℃の範囲の冷却速度を50℃/s以下となるよう制御する。冷却速度が50℃/s超であると再結晶粒の微細化が不十分となりBH量が増大するため冷却速度は50℃/s以下とする。なお、再結晶粒の微細化の観点から好ましくは15℃/s以下である。一方、過度の冷却速度の低下は製造性を劣化させるため5℃/s以上とすることが好ましい。また、微細な炭窒化物析出による靭性低下や酸洗性劣化を防ぐ理由から10℃/s超がより望ましい。
また冷間圧延の条件については、用いるワークロールのロール粗度、ロール径、さらには圧延油、圧延パス回数、圧延速度、圧延温度、冷間圧延率によって上記効果に差は生じないため、これら条件については特に規定しない。
また本実施形態の上述してきたような効果は2回冷延法、3回冷延法でも発揮される。
また鋼中組織を制御しているため、最終焼鈍時の炉内雰囲気の影響も受けない。
なお、上述してきたような製造方法の条件の制御で再結晶粒を微細化することによりBH量が低減するメカニズムについては定かではないが、次のように考えられる。
BH量は固溶C量と相関があることが知られている。Cは粒界偏析する元素であるが、Snも粒界偏析元素である。本発明者らによれば、SnはCよりも優先的に粒界偏析する元素であると考えられているため、熱延板焼鈍後の冷却過程においてCよりもSnが先に結晶粒界に偏析する。つまり、鋼中にSnを添加した場合には粒界に存在するCが軽減することが考えられる。そして、Snが優先的に粒界に存在することで、粒界に偏析されなかったCについては炭窒化物としての析出が促進されると考えられる。したがってSnの添加自体に固溶Cを減じる効果があると推察され、その結果、BH量を低減できると考えられる。
また本発明においては、仕上げ熱延を高圧下率かつ低温で、巻取り温度を低温で、熱延板焼鈍の昇温速度及び到達温度を高めにする必要がある。これらの条件はいずれも再結晶核を増加し、再結晶粒径を細かくする製造条件である。一般的にはBH量は結晶粒径が細かいほど大きいが、本発明においては上述のような再結晶粒を細かくする(再結晶粒径を小さくする)ような製造条件が必須である。再結晶粒を細かくすることでBH量を低減できる原因についても現在のところは不明であるが、Snの偏析サイトである結晶粒界面積を増加することでSnの拡散距離を減じてSn偏析を促進し、結果固溶Cを低減できたためと考えられる。
その後、表3〜5に示す巻取温度で巻き取った後、表3〜5に示すような種々の条件で熱延板焼鈍を行った。熱延板焼鈍後は酸洗し、板厚0.4〜2.0mmとなるよう冷間圧延し冷延鋼板を得た。これを800〜1000℃の範囲内の温度で熱処理(冷延板焼鈍)してフェライト系ステンレス鋼板とした。
その後、BH測定、ストレッチャーストレイン判定、成形試験後の表面調査(肌荒れ有無)に供した。
ストレッチャーストレインは、歪7.5%の予歪付与引張変形後、200℃×30分の前記熱処理を施した後の前記JIS13B号引張試験片を歪1%変形した後の外観より評価した。
成形試験は、熱延板焼鈍後の熱延板において、Φ50mmの円筒ポンチを用いて絞り比2.0で成形試験した後の縦壁部の表面外観より肌荒れ有無を判断した。また熱延巻取り後の表面状態を目視観察し、焼きつき疵の発生有無を観察した。
Claims (9)
- 質量%で、C:0.020%以下、Si:0.01〜2.0%、Mn:2.0%以下、P:0.050%未満、S:0.010%未満、Cr:10.0〜25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010〜0.50%を含有し、さらにTi:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下の内1種または2種以上を下記(1)式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
歪7.5%の予歪付与引張変形後の応力σ1(N/mm2)と、前記引張変形後に200℃において30分の熱処理を施して再び引っ張ったときの上降伏応力σ2(N/mm2)が下記(2)式の関係を満足することを特徴とする時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0 ・・・ (1)
σ2−σ1≦8 ・・・ (2)
なお、上記(1)式において各元素名は何れもその含有量(質量%)を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、0を代入することとする。 - 質量%で、Al:0.003〜1.0%を含有することを特徴とする請求項1に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
- 質量%で、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%、Mo:0.01〜2.0%のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
- 質量%で、B:0.0003〜0.0025%、Mg:0.0001〜0.0030%、Ca:0.0003〜0.0030%、Sb:0.001〜0.50%、Ga:0.0003〜0.1%、REM(希土類金属):0.002〜0.2%、及びTa:0.005〜0.50%、のうち1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1乃至3の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板。
- 質量%で、C:0.020%以下、Si:0.01〜2.0%、Mn:2.0%以下、P:0.050%未満、S:0.010%未満、Cr:10.0〜25.0%、N:0.020%以下、Sn:0.010〜0.50%を含有し、さらにTi:0.60%以下、Nb:0.60%以下、V:0.60%以下、Zr:0.60%以下の内1種または2種以上を下記(3)式を満足するように含有し、かつ残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなる鋼組成を有するフェライト系ステンレス鋼板を製造するに際し、
粗圧延に引き続いて行う複数パスよりなる仕上げ圧延において、前記仕上げ圧延の最終3パスの合計圧下率を40%以上、かつ前記仕上げ圧延の最終パスの圧延温度を950℃以下とし、前記仕上げ圧延後500℃以下で巻取り処理を行う熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程の後において、500℃から700℃の範囲の昇温速度を3℃/s以上として850℃〜1100℃に加熱した後、850℃から550℃の範囲の冷却速度を50℃/s以下とする熱処理を施す熱延板焼鈍工程とを備えることを特徴とする時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
(Ti/48+V/51+Zr/91+Nb/93)/(C/12+N/14)≧1.0 ・・・ (3)
なお、上記(3)式において各元素名は何れもその含有量(質量%)を表す。また、上記の式において鋼中に含有されない元素については、0を代入することとする。 - 前記熱間圧延工程の前における前記鋼組成を有する鋼片の再加熱温度を、1100℃以上とすることを特徴とする請求項5に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記鋼組成においてさらに、質量%で、Al:0.003〜1.0%を添加することを特徴とする請求項5または6に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記鋼組成においてさらに、質量%で、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%、Mo:0.01〜2.0%のうち1種または2種以上を添加することを特徴とする請求項5乃至7の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
- 前記鋼組成においてさらに、質量%で、B:0.0003〜0.0025%、Mg:0.0001〜0.0030%、Ca:0.0003〜0.0030%、Sb:0.001〜0.50%、Ga:0.0003〜0.1%、REM(希土類金属):0.002〜0.2%、及びTa:0.005〜0.50%、のうち1種または2種以上を添加することを特徴とする請求項5乃至8の何れか一項に記載の時効熱処理後の強度増加が小さいフェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
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